CN112899558A - 一种焊接性优良的550MPa级耐候钢板及其制造方法 - Google Patents

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Abstract

一种焊接性优良的550MPa级耐候钢板及其制造方法，采用低C‑低Si‑中Mn低合金成分体系作为基础，尽可能提高钢中Al的含量且Als/[(％N)‑0.292(％Ti)]≥39、超低N含量、Cu+Ni+Cr合金化、Ti+Nb微合金化、[(％Mn)+21.17(％Si)]×(％C)≤0.475、Ca处理，Ca/S比控制在1.0～3.0及(％Ca)×(％S)0.28≤1.0×10－3等合金优化组合设计；其制造方法采用优化TMCP工艺，使成品钢板的显微组织为少量细小的铁素体+弥散分布的贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在15μm以下，在获得均匀优异的母材钢板低温韧性的同时，大热输入焊接时HAZ的低温韧性也同样优异，即母材钢板‑40℃冲击韧性KV2≥100J，焊接热影响区(HAZ)‑40℃Akv≥100J，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。

Description

一种焊接性优良的550MPa级耐候钢板及其制造方法
技术领域
本发明涉及一种焊接性优良的550MPa级耐候钢板及其制造方法，其屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥570MPa、-40℃的夏比冲击功(单个值)≥120J，可大热输入焊接性的钢板(大热输入钢板焊接热影响区-40℃的夏比冲击功(单个值)≥100J)。
背景技术
众所周知，低碳(高强度)低合金钢是最重要工程结构材料之一，广泛应用于石油天然气管线、海洋平台、造船、水电工程、桥梁结构、锅炉容器、建筑结构、汽车工业、铁路运输及机械制造之中。低碳(高强度)低合金钢性能取决于其化学成分与制造工艺，其中强度、韧性、塑性、焊接性及其之间的匹配是低碳(高强度)低合金钢最重要的性能，它最终决定于成品钢材的显微组织及位错亚结构。
随着冶金科技不断地向前发展，人们对高强钢的韧性、塑性及焊接性提出更高的要求，即钢板在低温状态下(-40℃条件下)，具有抗脆性断裂及塑性失稳断裂能力的同时，断裂延伸率、均匀延伸率达到屈服强度355MPa级别钢板的水平，且钢板焊接性优良，可以承受大热输入焊接(焊接热输入≥100kJ/cm)；并且在较低的合金含量尤其贵重金属含量，较低的制造成本条件下，大幅度地提高钢板的综合机械性能和使用性能，以减少钢材的合金用量节约成本，高强度轻量化减少了钢构件的自身重量、稳定性和安全性，更为重要的是为进一步提高钢构件冷/热加工性及服役过程中的安全可靠性；目前日韩、欧盟范围内掀起了发展新一代高性能钢铁材料的研究高潮，力图通过合金组合设优化计、亚显微组织精细结构的控制及革新制造工艺技术获得更好的显微组织匹配，超细化金相显微组织与亚结构(位错组态、packet)精细结构，使高强钢获得更优良的强塑性与塑韧性匹配、焊接性。
现有技术在制造屈服强度≥420MPa、-60℃的低温冲击韧性≥34J的厚钢板时，一般要在钢中添加一定量的Ni或Cu+Ni元素(≥0.30％)【The Firth(1986)internationalSymposium and Exhibit on Offshore Mechanics and Arctic Engineering，1986，Tokyo，Japan，354；“DEVELOPMENTS IN MATERIALS FOR ARCTIC OFFSHORE STRUCTURES”；“Structural Steel Plates for Arctic Use Produced by Multipurpose AcceleratedCooling System”(日文)，川崎制铁技报，1985，No.1 68～72；“Application ofAccelerated Cooling For Producing 360MPa Yield Strength Steel plates of up to150mm in Thickness with Low Carbon Equivalent”，Accelerated Cooling RolledSteel，1986，209～219；“High Strength Steel Plates For Ice－Breaking VesselsProduced by Thermo－Mechanical Control Process”，Accelerated Cooling RolledSteel，1986，249～260；“420MPa Yield Strength Steel Plate with Superior FractureToughness for Arctic Offshore Structures”，Kawasaki steel technical report，1999，No.40，56；“420MPa and 500MPa Yield Strength Steel Plate with High HAZtoughness Produced by TMCP for Offshore Structure”，Kawasaki steel technicalreport，1993，No.29，54；“Toughness Improvement in Bainite Structure by Thermo-Mechanical Control Process”(日文)住友金属，Vol.50,No.1(1998),26；“冰海地区使用的海洋平台结构用钢板”(日文)，钢铁研究，1984，第314号，19～43】，以确保母材钢板具有优异的低温韧性，采用＜50KJ/cm的线能量焊接时，热影响区HAZ的韧性也能够达到-60℃Akv≥34J；但是采用大线能量(≥100KJ/cm)焊接时，焊接热影响区(HAZ)的低温韧性一般比较难以达到，热影响区(HAZ)低温韧性发生严重劣化。大量专利文献只是说明如何实现母材钢板的低温韧性，对于如何在焊接条件下，获得优良的热影响区(HAZ)低温韧性说明的较少，尤其采用超大热输入焊接时如何保证热影响区(HAZ)的低温韧性少之又少，且为了保证钢板的低温韧性，钢中一般均加入一定量的Ni或Cu+Ni元素，钢板超大热输入焊接热影响区(HAZ)低温韧性也很少能够达到-60℃(日本专利昭63-93845、昭63-79921、昭60-258410、特平开4-285119、特平开4-308035、平3-264614、平2-250917、平4-143246、美国专利USPatent4855106、US Patent5183198、US Patent4137104)。
目前改善超大热输入焊接钢板热影响区(HAZ)低温韧性的主要技术有日本新日铁公司采用的氧化物冶金技术(美国专利US Patent 4629505、WO 01/59167A1)，即在大热输入焊接过程中，在熔合线附近，由于长时间高温作用，TiN粒子发生溶解而失去作用，Ti2O3比TiN更加稳定，即使到达钢的熔点，也不会发生溶解。Ti2O3粒子可成为奥氏体晶内针状铁素体形核位置，促进奥氏体晶内针状铁素体(acicular ferrite－AF)形核，有效地分割奥氏体晶粒，细化HAZ组织，形成高强高韧性的针状铁素体组织。
中国专利申请号ZL201410300713.X、ZL201310244712.3、ZL201310244706.8、ZL201310124065.2、ZL201310244713.8、ZL201210209637.2、ZL201410815614.5、201710183350.X、201910149978.7公开的大热输入焊接各类低温钢板，为了保证大热输入焊接热影响区低温韧性，钢板(尤其超厚钢板)中均添加一定数量贵重合金元素Cu、Ni，当屈服强度YP达到460MPa时，尤其需要适当添加少量的Mo，钢板大热输入焊接工艺性性能虽然较好，但焊接热影响区韧性，尤其厚钢板焊接热影响区低温韧性不太稳定(大热输入焊接条件下，Mo促进粗大上贝氏体形成，劣化焊接粗晶热影响区韧性)，不能稳定达到-40℃冲击韧性的要求，厚钢板制造成本也较高；更为重要的是上述开发的钢板均未涉及耐大气腐蚀性能。
发明内容
本发明的目的在于提供一种焊接性优良的550MPa级耐候钢板及其制造方法，所述耐候钢板在获得均匀优异的母材钢板低温韧性的同时，大热输入焊接时HAZ的低温韧性也同样优异，即母材钢板-40℃冲击韧性KV2≥100J，焊接热影响区(HAZ)-40℃Akv≥100J；特别适用于冰海地区的破冰船壳体、海洋平台、跨海大桥、海洋风电桩腿与风塔结构、港口机械等钢结构及设备，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。
为达到上述目的，本发明的技术方案是：
本发明从合金组合设计入手，采用低C-低Si-中Mn系低合金体作为基础，尽可能提高钢中Al的含量且Als/[(％N)-0.292(％Ti)]≥39、超低N含量、Cu+Ni+Cr合金化、Ti+Nb微合金化、[(％Mn)+21.17(％Si)]×(％C)≤0.475、Ca处理且Ca/S比控制在1.0～3.0之间及(％Ca)×(％S)0.28≤1.0×10－3等合金优化组合设计；制造工艺采用优化TMCP(Thermo-mechanical control process，热机械控制过程)工艺。
具体的，本发明所述的焊接性优良的550MPa级耐候钢板，其成分重量百分比为：
C：0.050％～0.090％，
Si：≤0.20％，
Mn：1.00％～1.40％，
P：≤0.013％，
S：≤0.003％，
Cu：0.20％～0.50％，
Ni：0.15％～0.45％，
Cr：0.40％～0.80％，
Nb：0.010％～0.030％，
Ti：0.008％～0.016％，
Als：0.040％～0.070％，
N：≤0.005％，
Ca：0.0010％～0.0035％，
其余为Fe和不可避免的杂质；且上述元素含量必须同时满足如下关系：
Als/[(％N)-0.292(％Ti)]≥39；消除大热输入焊接热影响区自由[N]含量，改善焊接热影响区显微组织(形成高密度细小AlN粒子，钉扎奥氏体晶粒长大，细化HAZ的显微组织)与低温韧性与止裂特性(消除HAZ的自由[N]，消除自由[N]脆化作用)。
[(％Mn)+21.17(％Si)]×(％C)≤0.475；降低钢水凝固过程中共轭偏析发生的程度，减少板坯内部偏析，改善钢板内质“三性”---健全性、纯净性及均质性，提高钢板的低温韧性、抗裂止裂特性、Z向性能及焊接性，促进大热输入焊接过程中碳化物析出，抑制M-A岛形成，改善焊接热影响区低温韧性与抗裂止裂特性；这是本发明关键核心技术之一。
Ca处理，且Ca/S比在1.00～3.00之间，且(％Ca)×(％S)0.28≤1.0×10-3；
确保硫化球化且夹杂物对低温韧性和焊接性影响降低到最小的同时，Ca(O,S)粒子均匀细小分布在钢中，抑制大热输入焊接热影响区奥氏体晶粒长大，改善焊接热影响区低温韧性。
0.0038≤[(T停冷)×H]/[(DIOL)×ξ×(T开冷)]≤0.0159，确保在低C、较低碳当量CEV条件下，钢板具有高强度、优良的低温韧性、抗疲劳性能及耐候性能的同时，钢板大热输入焊接性优良，并成功消除了钢板高强度、优良的低温韧性、抗疲劳特性及耐腐蚀性能与钢板优良焊接性尤其可大热输入焊接性之间的相互对立。其中，
T停冷为在线淬火DQ的淬火结束温度，即加速冷却的停止温度，单位为℃。
H为钢板厚度，单位mm；
DIOL为钢板在线淬透性指数，单位为mm；
DIOL＝0.514C0.5(1+0.7Si)(1+3.33Mn)(1+0.35Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo)(1+1.75V)(1+1.77Al)×25.4；
ξ为控轧累计压下率，单位为％；
T开冷为加速冷却开始冷却温度、单位℃。
本发明所述钢板的显微组织为少量细小的铁素体+弥散分布的贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在15μm以下。
本发明所述钢板的屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥570MPa、-40℃的夏比冲击功(单个值)≥120J，-40℃冲击韧性KV2≥100J，焊接热影响区(HAZ)-40℃Akv≥100J。
在本发明钢的成分设计中：
C对TMCP钢板的强度、低温韧性、延伸率及焊接性尤其大热输入焊接性影响很大，从改善TMCP钢板低温韧性、耐候性(C含量过高时，耐候钢晶界易析出Cr的碳化物而发生晶界腐蚀)和大热输入焊接性角度，希望钢中C含量控制得较低；但是从钢板钢的强度、低温韧性及生产制造过程中显微组织控制与制造成本的角度，C含量不宜过低，过低的C含量易导致晶界迁移率过高，母材钢板与焊接HAZ显微组织晶粒粗大且易产生混晶，而且钢中C含量过低可造成晶界弱化，严重劣化母材钢板与焊接HAZ的低温韧性；因此，C含量合理范围为0.050％～0.090％。
Si促进钢水脱氧并能够提高钢板强度，但是采用Al脱氧的钢水，Si的脱氧作用不大，Si虽然能够提高钢板的强度，但是Si严重损害钢板的低温韧性、延伸率、耐候性能(Si促进电化学腐蚀)及焊接性，尤其对于Cr含量较高的耐候钢，大热输入焊接时，Si不仅促进M-A岛形成，而且形成的M-A岛尺寸大、分布不均匀，严重损害焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，而且还会造成焊接接头耐候性能降低，因此钢中的Si含量应尽可能控制得低，考虑到炼钢过程的经济性和可操作性，Si含量控制在0.20％以下。
Mn作为最重要的合金元素在钢中除提高钢板的强度外，还具有扩大奥氏体相区、降低Ar3点温度、细化TMCP钢板晶粒而提高钢板强度(细晶强化作用)、改善钢板低温韧性(细晶韧化)、改善钢板抗疲劳特性、促进低温相变组织形成(相变强度作用)而提高钢板强度的作用；然而Mn在钢水凝固过程中容易发生偏析，尤其Mn含量较高时(尤其钢中C含量较高时)，不仅会造成浇铸操作困难，而且容易与C、P、S等元素发生共轭偏析现象，加重铸坯中心部位的偏析与疏松，铸坯中心严重的区域偏析在后续的TMCP及焊接过程中易形成异常组织，导致钢板低温韧性低下和焊接接头出现裂纹，此外对于耐候钢而言，钢中含有大量的Cu、Cr等耐候性元素，Mn含量过高时，将造成钢板低温韧性、延伸率及焊接性急剧恶化；因此，Mn含量合理范围为1.00％～1.40％。
P作为钢中有害夹杂对钢的机械性能，尤其低温冲击韧性、延伸率及焊接性(尤其大热输入焊接高Cr耐候钢)具有巨大的损害作用，理论上要求越低越好，但考虑到炼钢可操作性和炼钢成本，对于要求可大线能量焊接、-40℃韧性、高强度及可大热输入焊接的耐候TMCP钢板，P含量需要控制在≤0.013％。
S作为钢中有害夹杂对钢的低温韧性、焊接性、抗疲劳性能具有很大的损害作用，更重要的是S在钢中与Mn结合，形成MnS夹杂物，在热轧过程中，MnS的可塑性使MnS沿轧向延伸，形成沿轧向MnS夹杂物带，严重损害钢板的低温冲击韧性、延伸率、Z向性能、抗疲劳性能及焊接性(尤其大热输入焊接性)，同时S还是热轧过程中产生热脆性的主要元素，理论上要求越低越好，但考虑到炼钢可操作性、炼钢成本和物流顺畅原则，对于要求可大线能量焊接、-40℃韧性、高强度及可大热输入焊接的耐候TMCP钢板，S含量需要控制在≤0.003％。
Cu元素对钢板耐候性贡献仅次于P元素，在耐候钢中添加一定数量的Cu是必不可少的；此外，Cu作为奥氏体稳定化元素，可以提高钢板强度，且对钢板低温韧性有一定正贡献；但加入过多的Cu(≥0.50％)时，尤其在高P含量条件下，在晶界形成低熔点CuxPy金属间化合物，造成严重的铜脆及沿晶脆断；但如果加入Cu含量过少(<0.20％)，钢板达不到改善耐候性要求，因此，Cu含量合理范围为0.20％～0.50％。
耐候钢中添加Ni具有以下作用：
1)Ni是一种优良的耐候性元素，向钢中添加一定数量的Ni可以改善钢板耐候性；
2)钢中加Ni可以防止高铜含量钢板沿晶裂纹发生(铜脆)，降低浇铸、热轧及焊接过程的热裂纹敏感性；
3)添加Ni不仅可以提高铁素体低温位错可动性、促进位错交滑移、改善铁素体本征韧性，此外，Ni作为奥氏体稳定化元素，降低Ar3点温度、细化钢板显微组织，因而Ni具有同时提高TMCP钢板强度、低温韧性的功能(细晶强化与细晶韧化)；因此从理论上讲，钢中Ni含量在一定范围内越高越好，但是Ni是很贵重的合金元素，从低成本、批量生产角度考虑，Ni含量合理范围为0.15％～0.45％。
Cr元素促进致密非晶氧化层作用较大，耐候钢中添加一定数量的Cr是必不可少的；加入一定数量的Cr(≤0.80％)可以在不损害钢板的低温韧性、弯曲冷加工的条件下，提高钢板的耐候性；但如果加入Cr含量过少(<0.40％)，Cr对钢板耐候性贡献较小，达不到高耐候性要求；加入过多(>0.70％)，损害钢板的低温韧性、弯曲冷加工性，尤其损害钢板焊接性，钢板不能承受大热输入焊接，焊接热影响区低温韧性劣化(焊接热影响区形成粗大的羽毛状上贝氏体组织)，因此，Cr含量合理范围为0.40％～0.80％。
钢中添加微量的Nb元素目的是进行未再结晶控制轧制、细化钢板晶粒尺寸、提高TMCP钢板强度和韧性，当Nb添加量低于0.010％时，除不能有效发挥的控轧作用之外，对TMCP钢板强化能力也不足；当Nb添加量超过0.030％(尤其Cr含量较高的耐候钢)时，大热输入焊接条件下诱发上贝氏体(Bu)形成和Nb(C,N)二次析出脆化作用，严重损害大热输入焊接热影响区(HAZ)的低温韧性，因此Nb含量控制在0.010％～0.030％之间，获得最佳的控轧效果、实现TMCP钢板强韧性/强塑性匹配的同时，又不损害大热输入焊接HAZ的韧性。
钢中加入微量的Ti目的是与钢中N结合，生成稳定性很高的TiN粒子，抑制钢板晶粒及焊接HAZ区晶粒长大；钢中添加的Ti含量要与钢中的N含量匹配，匹配的原则是TiN不能在液态钢水中析出而必须在固相中析出，因此TiN的析出温度必须确保低于1400℃；当钢中Ti加入量过少(＜0.008％)，形成TiN粒子数量不足，不足以抑制TMCP及焊接热循环过程中奥氏体晶粒长大而改善钢板的低温韧性与焊接性；加入Ti含量过多(＞0.016％)时，TiN析出温度超过1400℃，部分TiN颗粒在钢液凝固过程中析出大尺寸的TiN粒子，这种大尺寸TiN粒子不但不能抑制晶粒长大，反而成为裂纹萌生的起始点；因此Ti含量的最佳控制范围为0.008％～0.016％。
钢板中的Als能够固定钢中的自由[N]，降低焊接热影响区(HAZ)自由[N]，改善大热输入焊接HAZ的低温冲击韧性作用；但钢中加入过量的Als不但会在钢中形成大量弥散的针状Al2O3夹杂物，损害钢板低温冲击韧性和焊接性，根据钢板成分体系分析，最佳Als含量控制在0.040％～0.070％之间。
N的控制范围与Ti的控制范围相对应，对于控制钢板晶粒、改善钢板低温韧性及焊接性，Ti/N在1.5～3.5之间最佳。N含量过低，生成TiN粒子数量少、尺寸大，不能起到控制钢板晶粒的作用而改善钢板低温韧性与焊接性，反而对钢板低温韧性与焊接性有害；但是N含量过高时，钢中自由[N]增加，尤其大线能量焊接条件下热影响区(HAZ)自由[N]含量急剧增加，严重损害HAZ低温韧性及弯曲冷加工性，恶化钢的加工使用特性。因此N含量控制在≤0.0050％。
对钢进行Ca处理，一方面可以进一步纯洁钢液，另一方面对钢中硫化物进行变性处理，使之变成不可变形的、稳定细小的球状硫化物、抑制S的热脆性、提高钢板的低温韧性、延伸率和Z向性能、改善钢板韧性的各向异性与焊接性，此外采用Ca处理，改善高酸溶铝钢水的浇注；Ca加入量的多少，取决于钢中S含量的高低，Ca加入量过低，处理效果不大；Ca加入量过高，形成Ca(O，S)尺寸过大，脆性也增大，可成为断裂裂纹起始点，降低钢的低温韧性、延伸率及钢板的焊接性，同时还降低钢质纯净度、污染钢液；一般控制Ca含量按ESSP＝(wt％Ca)[1-1.24(wt％O)]/1.25(wt％S)，其中，ESSP为硫化物夹杂形状控制指数，取值范围0.80～4.00之间为宜，因此Ca含量的合适范围为0.0010％～0.0035％。
本发明所述的焊接性优良的550MPa级耐候钢板的制造方法，其包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按照上述成分冶炼、连铸成板坯；中间包浇注温度为1530～1560℃，拉线速度0.6～1.0m/min，结晶器液面波动≤5mm；
2)板坯加热，加热温度控制在1070℃～1150℃之间；
3)轧制
第一阶段为普通轧制，轧制平均道次压下率≥8％，累计压下率≥45％；
第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度控制在760～820℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥45％，终轧温度750～790℃；
4)冷却
控轧结束后，钢板运送到冷却设备处，随即对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度740～780℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为400℃～600℃，随后钢板自然空冷至室温。
优选的，当成品钢板厚度≥50mm时，步骤4)冷却停冷后对钢板进行缓冷，缓冷工艺为钢板表面温度大于等于250℃的条件下保温24小时以上，随后钢板自然空冷至室温。
根据本发明所述钢板的成分，板坯加热温度控制在1070℃～1150℃之间，确保钢板Nb在板坯加热过程中全部固溶到奥氏体中去的同时，板坯奥氏体晶粒不发生反常长大。
第一阶段为普通轧制，采用轧机最大轧制能力进行连续轧制，最大程度提高轧线产能的同时，确保形变钢坯发生再结晶，细化奥氏体晶粒，轧制累计压下率≥50％、轧制平均道次压下率≥8％。
第二阶段采用未再结晶控制轧制，根据上述钢中Nb元素含量范围，为确保未再结晶控轧效果，控轧开轧温度控制在760℃～820℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥45％，终轧温度750℃～790℃。
本发明的有益效果：
本发明钢板通过简单成分组合设计，并与TMCP制造工艺相结合，不仅低成本地生产出综合性能优良的TMCP型耐候钢板，而且大幅度地缩短了钢板的制造周期，为企业创造巨大的价值，实现了制造过程的绿色环保。
钢板的高性能高附加值集中表现在钢板具有高强度、优良的低温韧性、抗疲劳特性及耐腐蚀性能，而且钢板的焊接性同样优异，钢板可以承受大热输入焊接性，成功地解决了钢板高强度、优良的低温韧性、抗疲劳特性及耐腐蚀性能与钢板优良焊接性尤其可大热输入焊接性之间的对立，极大地提高了大型重钢结构的安全稳定性、耐久性；良好的焊接性(尤其可大热输入焊接)节省了用户钢构件制造的成本、缩短了用户钢构件制造的时间，为用户创造了巨大的价值。
附图说明
图1为本发明实施例3钢的显微组织(1/4厚度)照片。
具体实施方式
下面结合附图和实施例对本发明做进一步说明。
本发明实施例钢板成分参见表1，表2～表3为本发明实施例的工艺参数，表4为本发明实施例的性能参数。
由图1可知，钢板的显微组织为少量细小的铁素体+弥散分布的贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在15μm以下。
本发明通过成分优化设计、结合TMCP工艺，在获得均匀优异的母材钢板低温韧性的同时，大热输入焊接时HAZ的低温韧性也同样优异，即母材钢板-40℃冲击韧性KV2≥100J，焊接热影响区(HAZ)-40℃Akv≥100J，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产。
本发明钢板通过简单成分组合设计，并与TMCP制造工艺相结合，不仅低成本地生产出综合性能优良的TMCP型耐候钢板，而且大幅度地缩短了钢板的制造周期，为企业创造巨大的价值，实现了制造过程的绿色环保。钢板的高性能高附加值集中表现在钢板具有高强度、优良的低温韧性、抗疲劳特性及耐腐蚀性能，而且钢板的焊接性同样优异，钢板可以承受较大热输入焊接性，成功地解决了钢板高强度、优良的低温韧性、抗疲劳特性及耐腐蚀性能与钢板优良焊接性尤其可大热输入焊接性之间的对立，极大地提高了大型重钢结构的安全稳定性、耐久性；良好的焊接性(尤其可大热输入焊接)节省了用户钢构件制造的成本、缩短了用户钢构件制造的时间，为用户创造了巨大的价值，因而此类钢板不仅是高附加值、绿色环保性的产品。
本发明钢板主要用于冰海地区的破冰船壳体、海洋平台、跨海大桥、海洋风电桩腿与风塔结构、港口机械等，并且能够实现低成本稳定批量工业化生产，打破了国外低温用结构钢的技术垄断与技术壁垒。
随着我国国民经济发展，建设节约型和谐社会的要求，目前我国基础设施建设、海洋工程开发及重大装备制造方兴未艾，基础设施建设、海洋工程开发及相关装备制造业的关键材料---焊接性优良的550MPa级耐候钢板具有广阔的市场前景。
Figure BDA0002544990790000121
Figure BDA0002544990790000131
Figure BDA0002544990790000141

Claims (7)

1.一种焊接性优良的550MPa级耐候钢板，其成分重量百分比为：
C：0.050％～0.090％，
Si：≤0.20％，
Mn：1.00％～1.40％，
P：≤0.013％，
S：≤0.003％，
Cu：0.20％～0.50％，
Ni：0.15％～0.45％，
Cr：0.40％～0.80％，
Nb：0.010％～0.030％，
Ti：0.008％～0.016％，
Als：0.040％～0.070％，
N：≤0.005％，
Ca：0.0010％～0.0035％，
其余为Fe和其他不可避免的杂质；
且上述元素含量必须同时满足如下关系：
Als/[(％N)-0.292(％Ti)]≥39；
[(％Mn)+21.17(％Si)]×(％C)≤0.475；
Ca处理，Ca/S比在1.00～3.00，且，((％Ca)×(％S)0.28)≤1.0×10-3；
0.0038≤[(T停冷)×H]/[(DIOL)×ξ×(T开冷)]≤0.0159，其中，
T停冷为在线淬火DQ的淬火结束温度，即加速冷却的停止温度，单位为℃；
H为钢板厚度，单位mm；
DIOL为钢板在线淬透性指数，单位为mm；
DIOL＝0.514C0.5(1+0.7Si)(1+3.33Mn)(1+0.35Cu)(1+0.36Ni)(1+2.16Cr)(1+3Mo)(1+1.75V)(1+1.77Al)×25.4；
ξ为未再结晶控轧累计压下率，单位为％；
T开冷为加速冷却开始冷却温度，单位℃。
2.如权利要求1所述的焊接性优良的550MPa级耐候钢板，其特征是，所述钢板的显微组织为少量细小的铁素体+弥散分布的贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在15μm以下。
3.如权利要求1或2所述的焊接性优良的550MPa级耐候钢板，其特征是，所述钢板的屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥570MPa、-40℃的夏比冲击功(单个值)≥120J，-40℃冲击韧性KV2≥100J，焊接热影响区(HAZ)-40℃Akv≥100J。
4.如权利要求1或2或3所述的焊接性优良的550MPa级耐候钢板的制造方法，其特征是，包括如下步骤：
1)冶炼、铸造
按照权利要求1所述成分冶炼、连铸成板坯；中间包浇注温度为1530～1560℃，拉线速度0.6～1.0m/min，结晶器液面波动≤5mm；
2)板坯加热，加热温度控制在1070℃～1150℃之间；
3)轧制
第一阶段为普通轧制，轧制平均道次压下率≥8％，累计压下率≥45％；
第二阶段采用未再结晶控制轧制，控轧开轧温度控制在760～820℃，轧制道次压下率≥7％，累计压下率≥45％，终轧温度750～790℃；
4)冷却
控轧结束后，钢板立即运送到冷却设备处，随即对钢板进行加速冷却，钢板开冷温度740～780℃，冷却速度≥5℃/s，停冷温度为400℃～600℃，随后钢板自然空冷至室温。
5.如权利要求4所述的焊接性优良的550MPa级耐候钢板的制造方法，其特征是，当成品钢板厚度≥50mm时，步骤4)冷却停冷后对钢板进行缓冷，缓冷工艺为钢板表面温度大于等于250℃的条件下保温24小时以上，随后钢板自然空冷至室温。
6.如权利要求4所述的焊接性优良的550MPa级耐候钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的显微组织为少量细小的铁素体+弥散分布的贝氏体，显微组织平均晶粒尺寸在15μm以下。
7.如权利要求4所述的焊接性优良的550MPa级耐候钢板的制造方法，其特征是，所述钢板的屈服强度≥460MPa、抗拉强度≥570MPa、-40℃的夏比冲击功(单个值)≥120J，-40℃冲击韧性KV2≥100J，焊接热影响区(HAZ)-40℃Akv≥100J。
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